專利名稱：：非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼及其生產(chǎn)方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種低合金鋼及其生產(chǎn)方法，具體涉及一種具有優(yōu)異成型性、優(yōu)異低溫韌性、優(yōu)異焊接性和優(yōu)異耐大氣腐蝕性的非調(diào)質(zhì)高強鋼及其生產(chǎn)方法，屬于低合金鋼制造領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
：目前，美國材料與試驗協(xié)會標準ASTMA709/A709M-Olb中有強度級別相近的鋼種HPS7冊鋼，其碳含量小于或等于O.llwt%(—般在O.09wt。/。左右)，焊接冷裂紋敏感性系數(shù)Pcm值較高，焊接時需要釆取較復雜的工藝，且該鋼種含有0.04-0.08wt。/。的釩，在焊后冷卻過程中會析出釩的碳氮化物，從而影響鋼的焊接韌性，同時在該鋼種的生產(chǎn)過程中，對于厚度大于32mm的鋼板一般需進行調(diào)質(zhì)處理，大大增加了生產(chǎn)成本，而在低溫韌性方面，該鋼種的夏比V型沖擊功在-23。(:時集中在180-2201,僅相當于國內(nèi)橋梁鋼質(zhì)量等級D的水平。為了降低該鋼種的生產(chǎn)成本，專利號為US6056833和US6187117的美國發(fā)明專利均提出了與HPS70W性能相當?shù)囊环N非調(diào)質(zhì)鋼，但是該等鋼種中均需加入一定量的釩，會影響鋼種的焊接韌性，同時其焊接冷裂玟敏感性系數(shù)Pcm值都較高，焊接工藝復雜，而且低溫沖擊韌性方面也與原HPS7OW鋼類似。與HPS70W類似的鋼種還有日本標準JISG3114中的SMA570W鋼。該鋼種屈強比太高，而且其夏比V型沖擊功要求-5。C時大于47J,僅相當于國內(nèi)橋梁鋼質(zhì)量等級C的水平。為了改善SMA570W的使用性能，日本JFE公司開發(fā)了高性能橋梁鋼BHS500W,該鋼種采用非調(diào)質(zhì)控軋控冷工藝，最大厚度為100mm，需要焊前預熱，焊接性能優(yōu)異，但其不足之處在于其低溫沖擊韌性較SMA570W鋼提高得不多，其夏比V型沖擊功僅要求-5T時大于等于100J。在國內(nèi)武鋼于2007年初推出了第五代橋梁鋼WNQ570(Q420qE),并將該鋼種用于京滬高鐵南京大勝關(guān)長江大橋的建設(shè)，其具體性能指標在專利公開號為CN1609257A的專利中有詳述，該鋼種采用非調(diào)質(zhì)控軋控冷工藝，具有良好的低溫韌性和焊接性，但該鋼種有三點不足之處一、最大厚度僅為60mm。按照其強度級別計算，并不適合用于建造大跨度橋梁，實際上在該強度級別的非調(diào)質(zhì)鋼制造上，并未在厚度上取得突破；二、屈強比太高，雖然該鋼種突破了傳統(tǒng)高強度非調(diào)質(zhì)焊接結(jié)構(gòu)鋼屈強比《0.93的瓶頸，但是該鋼種的屈強比依然在0.88左右，因此構(gòu)件的安全性尚顯不夠；三、耐候性不足，雖然該鋼種按照美國材料與試驗協(xié)會標準ASTMG101-Ol.中所給的公式計算所得的耐腐蝕指數(shù)I達到6.0-6.1，剛好滿足耐候鋼耐腐蝕指數(shù)I〉6.0的要求，但是作為高速鐵鐵路用耐候橋梁鋼使用，該鋼種的耐候性尚顯不足。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的在于提出一種非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼及其生產(chǎn)方法，該鋼種成分筒單，具有優(yōu)異的成型性、優(yōu)異的耐候性、優(yōu)異的焊接性和低溫韌性，同時該鋼種制備工藝簡單，無需熱處理，生產(chǎn)周期短，生產(chǎn)成本低，從而可有效克服現(xiàn)有技術(shù)中的不足。為實現(xiàn)上述發(fā)明目的，本發(fā)明采用了如下技術(shù)方案一種非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼，其特征在于，該鋼種包含的成分及其重量百分比為基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1.80%、P《0.015%、S<0.010%、Cu0.30~0.60%、Ni0.20—0.50%、Cr0.40—0.80%、Mo0.10-0.40%、Nb0.030~0.080。/o及Ti《0.04%;可選成分A1S<0.04。/。及RE《0.40kg/t鋼或Ca《0.005%中的兩種或兩種以上；以及余量的Fe和雜質(zhì)。具體的講，該鋼種的焊接冷裂紋敏感性系數(shù)Pcm《0.20,ASTMG101-Ol耐腐蝕指數(shù)>6.0。該鋼種是采用如下工藝制備的對鐵水進行冶煉和澆鑄處理，形成鋼坯，而后在125(TC將鋼坯奧氏體化，再進行兩階_艮軋制，其粗軋開軋溫度》115(TC，累計下壓量>60°/。，精軋開軋溫度《950。C，精軋結(jié)束溫度《850。C,精軋累計下壓量>70%，軋后鋼板弛豫時間20100s，而后以5~15。C/s的冷卻速率使鋼板冷卻到550。C以下,再將其空冷至室溫，制成目標產(chǎn)品。一種如上所述非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的制備方法，其特征在于，該方法為5對鐵水進行冶煉和澆鑄處理，形成鋼坯，該鋼坯所含成分及其重量百分比為基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1.80°/。、P《0.015%、S《0.010%、Cu0.30—0.60%、Ni0.20~0.50%、Cr0.40—0.80%、Mo0.10-0.40%、Nb0.030~0.08(r/o及Ti《0.04%;可選成分A1S《0.04。/。及RE《0.40kg/t鋼或Ca《0.005%中的兩種或兩種以上；以及余量的Fe和雜質(zhì)；而后將鋼坯進行奧氏體化處理，再進行兩階段軋制，其粗軋開軋溫度>1150°C，累計下壓量>60°/。，精軋開軋溫度《950。C，精軋結(jié)束溫度《850。C,精軋累計下壓量>70°/。，軋后鋼板弛豫時間20~100s,而后使鋼^反快速冷卻至室溫，制成目標產(chǎn)品。進一步的，對鐵水進行冶煉和澆鑄處理的過程為依次采用鐵水預脫硫工藝，轉(zhuǎn)爐頂?shù)讖秃洗禑捁に噷﹁F水進行處理，其后采用RH真空循環(huán)脫氣工藝對鐵水進行處理，同時進行稀土或Ca處理，而后進行全流程保護澆注，至形成鋼坯對鋼板進行快速冷卻處理的工藝為首先以5~15。C/s的冷卻速率使鋼板冷卻到55(TC以下，再將其空冷至室溫，制成目標產(chǎn)品。本發(fā)明中，釆用上述組分及重量百分比的原因在于C在鋼鐵中一般作為強化元素，可對基體起到固溶強化的作用，增加碳含量會促進形成碳化物及馬氏體，本發(fā)明中C含量選擇在O.03-0.08%，可滿足以下條件足夠與微合金Nb反應(yīng)形成NbC或Nb(CN)，不致于太高而降低了鋼的焊接性能及低溫韌性，不至于太低而導致RH真空處理的時間過長，提高生產(chǎn)成本。Si主要以固溶強化形式提高鋼的強度，同時也是鋼中的脫氧元素，此外Si還能提高鋼的耐候性，本發(fā)明中Si含量選擇在O.30~0.60%，不會過高或過低，從而降低鋼的強度或潔凈度、韌性和焊接性能。Mn是重要的強韌化元素，是奧氏體穩(wěn)定化元素，能擴大鐵碳相圖中的奧氏體區(qū)，促進鋼的中溫組織轉(zhuǎn)變，即貝氏體轉(zhuǎn)變，從而得到以針狀組織為主的微觀組織。含l。/。的Mn，鋼的抗拉強度約可提高10謹Pa,但之后隨著Mn含量的增力口，鋼的強度雖有明顯增加，但是沖擊轉(zhuǎn)變溫度ITT幾乎不發(fā)生變化，而且過量的Mn會增加鋼材連鑄坯產(chǎn)生中間偏析的趨勢，從而造成鋼材尤其是厚鋼板在厚度方6向性能的不均勻性。本發(fā)明Mn含量控制在l.30%-1.80%,從而使形成的針狀組織具有較好的組織均勻性、優(yōu)良的耐候性、高強度和優(yōu)異的低溫韌性。P是很有效的固溶強化元素，且能有效提高鋼的耐候性，但是P過量會造成很嚴重的中間偏析，還會嚴重降低鋼的低溫韌性，對于生產(chǎn)厚鋼板極為不利。因此，本發(fā)明將P含量控制在O.015%以下。過高S含量不僅會使鋼板縱橫向性能產(chǎn)生明顯差異，同時還會降低鋼的低溫韌性和Z向性能，且硫化物夾雜會使鋼的耐候性明顯降低。因此本發(fā)明控制S含量在O,010%以下。Cu能提高鋼的淬透性，在鋼中主要起固溶及沉淀強化作用，同時還能有效提高鋼的耐候性，此外Cu還有利于獲得良好的低溫韌性，增加鋼的抗疲勞裂紋擴展能力，但Cu含量過高時，鋼坯加熱或熱軋時易產(chǎn)生裂紋，惡化鋼板表面性能。本發(fā)明中Cu含量在O.30%-0.60%,為阻止上述裂紋的產(chǎn)生，還添加了O.20%_0.50y。的Ni,而Ni能提高鋼材的淬透性，具有一定的固溶強化作用，且能顯著改善鋼材的低溫韌性，使母材和焊接熱影響區(qū)低溫韌性顯著提高，且可顯著提高鋼的耐候性，尤其是耐海水腐蝕性，但是Ni為貴金屬，其添加量過大會導致鋼的成本大幅度上升。又，本發(fā)明中Cr的含量在O.40°/。-0.80%,是因Cr能顯著提高鋼的淬透性及鋼的耐候性，且尤其在Cu-Ni-Cr復合添加的情況下，效果更為明顯Mo能增加淬透性，提高鋼的強度，并能非常有效推遲鐵素體和珠光體的轉(zhuǎn)變，從而促進貝氏體組織的獲得，使鋼在較寬的冷卻速度范圍內(nèi)獲得較完全的針狀組織，且隨著Mo的增加，針狀組織轉(zhuǎn)變開始溫度顯著下降，鋼的強度顯著提高，但過高的Mo會使鋼的低溫韌性顯著惡化，也會在焊接時形成過多的馬氏體，導致焊接接頭脆性增加。綜合考慮上述因素，本發(fā)明將Mo含量控制在O.10%-0.40%。Nb是強碳氮化物形成元素，能有效的延遲變形奧氏體的再結(jié)晶，阻止奧氏體晶粒的長大，提高奧氏體再結(jié)晶溫度，細化晶粒，提高鋼的強度和韌性。此外，部分Nb在連續(xù)冷卻的過程中，以Nb(CN)的形式析出，通過沉淀強化提高鋼的機械性能，但Nb屬于微合金化元素，價格昂貴，大量添加會導致鋼鐵成本上升，且過高的Nb也易與Fe、C等元素形成低熔點共晶物，從而增加焊縫金屬產(chǎn)生熱裂紋的傾向。此外，本發(fā)明中C的含量在O.03%-0.08%,若加入過多的Nb,在熱軋時需要提高板坯的加熱溫度將NbC或Nb(CN)完全溶解，才能發(fā)揮Nb在控軋控冷中的作用，而在工業(yè)化生產(chǎn)時，板坯加熱爐的溫度是有限制的，一般最高在1300°C,所以Nb含量不應(yīng)太高，宜控制在O.030%-0.080%。本發(fā)明鋼中還可含有Ti、A1s和RE或Ca中的兩種或兩種以上。其中，Ti是強氮化物形成元素，Ti的氮化物能有效釘扎奧氏體晶界，有助于控制奧氏體晶粒的長大。Al是鋼中主要的脫氧元素，但Al含量大于O.04%，將導致A1的氧化物夾雜增加，降低鋼的純凈度，從而降低鋼的韌性和耐候性。此外，A1N熔點較高，在軋鋼板坯加熱時，A1N能釘扎奧氏體晶界，有助于控制奧氏體晶粒的長大?？紤]上述因素，本發(fā)明Ti及Al的含量均控制在O.04%以下。本發(fā)明鋼種在生產(chǎn)中進行稀土或Ca處理，其主要作用是球化硫化物夾雜，以減小縱橫向性能差異，提高Z向性能，此外，通過降低硫化物與周圍基體的電極電位差異，可以提高鋼的耐候性；進行稀土處理時，在鋼板表面形成一層稀土保護膜，可以提高鋼的耐候性，但是過高的稀土含量或Ca含量容易形成粗大的稀土氧化物或Ca氧化物夾雜，影響鋼的綜合性能，因此本發(fā)明中稀土的加入量為《0.40kg/t鋼，或Ca處理時Ca<0.0050%。本發(fā)明除含有上述化學成分外，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)，同時還須滿足如下條件焊接冷裂紋^:感性系數(shù)Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B《0.20%;ASTMG101-01耐腐蝕指數(shù)1=26.01(%Cu)+3.88(°/。Ni)+l.20(%Cr)+l.49(%Si)+17,28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)-9.畫Ni)(%P)-33.3寒u)2〉6.0。本發(fā)明還提供上述針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的生產(chǎn)方法，采用鐵水預脫^L，轉(zhuǎn)爐頂?shù)讖秃洗禑?，RH真空循環(huán)脫氣工藝，同時進行稀土或Ca處理，全流程保護澆注形成鋼坯，再將鋼坯在125(TC奧氏體化后，采用兩階段軋制，粗軋開軋溫度》1150。C,累計下壓量>60%，精軋開軋溫度《950。C,精軋結(jié)束溫度《850。C,精軋累計下壓量>70%，軋后鋼板弛豫時間20-100s,然后以5-15°C/s的冷卻速率冷卻到55(TC以下，再空冷至室溫。目前，一般的TMCP理論認為，為了充分細化相變組織，在控扎的非再結(jié)晶區(qū)變形后，應(yīng)當盡量抑制回復過程，將加工中產(chǎn)生的大量變形位錯盡可能的保持到相變發(fā)生前，因此終軋完成與開始加速冷卻之間的時間間隔越短越好，也就是說變形奧氏體母相中的位錯密度越高，新相組織越細。但近來的研究表明，是決定性的。實際上，如果微合金鋼在奧氏體非再結(jié)晶區(qū)變形后立即加速冷卻，大部分是相互纏結(jié)的混亂位錯，這種位錯組態(tài)對促進中溫轉(zhuǎn)變組織的形核會有一定作用，但從阻礙新相長大的角度看，這種位錯組態(tài)效果不佳。另外，如果變形后立即加速冷卻，微合金元素的析出還來不及進行，析出對位錯的釘扎作用及析出物作為新相潛在形核位置的作用都得不到發(fā)揮，不利于中溫轉(zhuǎn)變組織的細化。如果變形后將奧氏體弛豫一段時間再加速冷卻，利用弛豫過程中高密度位錯的重新排列，產(chǎn)生胞狀結(jié)構(gòu)，通過胞壁完整化，胞間取向差加大等過程形成亞結(jié)構(gòu)，可以使組織更加細化。本發(fā)明鋼軋制采用機械熱處理技術(shù)(TMCP)+弛豫-析出控制相變(RPC)技術(shù)。鋼坯在125(TC充分奧氏體化，使得微合金元素充分固溶，粗軋開軋溫度》1150。C,粗軋在奧氏體再結(jié)晶區(qū)進行，累計下壓量>60°/，用于充分細化奧氏體晶粒；鋼在95(TC左右開始進入未再結(jié)晶區(qū)開始精軋，精軋開始溫度《95(TC,精軋結(jié)束溫度《850。C,整個精軋累計下壓量>70%,以使形變奧氏體中產(chǎn)生大量相互纏結(jié)的變形位錯、形變帶及各種尺寸的微合金碳氮化物析出相；在軋后20-100s的弛豫時間內(nèi)，由于高密度位錯重新排列，產(chǎn)生胞狀結(jié)構(gòu)，通過胞壁完整化，胞間取向差增大等過程形成亞結(jié)構(gòu)，使組織更加細化。與此同時，Nb(CN)析出物釘扎亞結(jié)構(gòu)使其穩(wěn)定化；隨后通過5-15。C/s的加速冷卻，促進相變后組織的細化，冷卻到550。C以下，再空冷至室溫，形成目標產(chǎn)品。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有如下優(yōu)點1.本發(fā)明鋼種成分設(shè)計簡單，鋼的成分設(shè)計為低碳Cu-Cr-Ni-Mo成分體系，同時添加高含量比例的Nb等，這些元素的共同加入將產(chǎn)生明顯的綜合作用，會在變形奧氏基體中發(fā)生靜態(tài)和動態(tài)界面偏聚與析出，能使熱變形后的再結(jié)晶過程難以進行，在95(TC左右就能進入非再結(jié)晶區(qū)。通過在非再結(jié)晶區(qū)的多道次軋制及中間停留，終軋后，變形奧氏體中有大量纏結(jié)的變形位錯、形變帶及各種大小的微合金元素析出物；2.終禮變形后，鋼板經(jīng)過20100s的弛豫，大量變形位錯通過攀移，移出及互毀等過程，數(shù)量下降，同時在晶內(nèi)通過變形位錯的重新排列，形成大量低能量的位錯墻，小段位錯墻聯(lián)接形成位錯胞狀結(jié)構(gòu)及亞晶。隨著亞晶的合并及位錯進一步加入，亞晶間取向差逐步加大，使變形奧氏體晶粒內(nèi)分成許多具有一定:f又向差的小部分，與此同時，《鼓合金元素Nb、Ti等以(NbTi)(CN)的形式在位錯及位錯胞狀結(jié)構(gòu)上析出；3.經(jīng)過弛豫過程后，鋼板開始加速冷卻。這種具有位錯及析出組態(tài)的變形奧氏體晶粒在開始相變時，與變形后不弛豫，大量位錯混亂分布的情況有所不同。首先，有一定取向差的亞晶界是形核優(yōu)先位置，其附近如果存在與基體有異相界面的析出相，則更有利于相變優(yōu)先形核。因此大量新相可以在變形奧氏體晶粒內(nèi)產(chǎn)生，其次，由于弛豫后亞晶已發(fā)展到一定程度，亞晶之間有相當取向差，因此在亞晶界上形核的中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，在其長大過程中受到前方亞晶界的阻礙，一般不會穿過亞晶界。因此，貝氏體形核多又不能長大，最終的中溫轉(zhuǎn)變組織將明顯細化，鋼中最終組織為4~6m長，2~4m寬的針狀鐵素體和3~5m長，0.3~lm寬的貝氏體以及晶粒尺寸為l~2m的M/A組元(體積分數(shù)約為5-10y。)；4.本發(fā)明鋼無須調(diào)質(zhì)或回火等熱處理工序，縮短了生產(chǎn)周期，降低了生產(chǎn)成本，并且克服了鋼板規(guī)格受熱處理爐限制的不足；5.本發(fā)明鋼種具有優(yōu)良的強韌性匹配，以及優(yōu)異的低溫韌性和焊接性能，可廣泛用于橋梁、建筑、船舶、海洋平臺等工程結(jié)構(gòu)。圖1是本發(fā)明具體實施方式中所述非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的金相結(jié)構(gòu)示意圖。具體實施例方式以下結(jié)合附圖及具體實施方式對本發(fā)明的技術(shù)方案做進一步說明。如圖l所示，該非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼包含的成分及其重量百分比為基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1,80%、P<0.015%、S《0.010%、Cu0.30-0.60%、Ni0.20-0.50%、Cr0.40-0.80%、Mo0.10—0.40%、Nb0,030~0.08(T/o及Ti《0.04%;可選成分A1S《0.04。/。及RE《0.40kg/t鋼或Ca《0.005%中的兩種或兩種以上；以及余量的Fe和雜質(zhì)。同時，該鋼種的焊4妄冷裂玟每文感性系凄tPcm《0.20,ASTMG101-01耐腐蝕指數(shù)>6.0。以下對上述鋼種的制備工藝進行說明首先在150kg實驗室真空感應(yīng)爐上冶煉鐵水，其后進行澆注，形成鋼錠，該鋼4定開坯并熱每i后的尺寸為140mmx140mmx190mm，其組分見表l:表l實驗鋼坯組分及其重量百分比含量<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>其后，采用TMCP+RPC工藝對鋼坯進行軋制，軋前加熱溫度設(shè)定為1250。C±50°C,保溫時間2.5h,以便能有足夠多的微合金碳氮化物溶解到奧氏體基體中,其具體的軋制工藝如表2所示表2.實驗鋼坯熱軋方案<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>本發(fā)明具體實施方式所制鋼種化學成分、機械性能、焊接性能與耐腐蝕性1-l和比較鋼1-2、以及專利號US6315946的發(fā)明專利所提出的比較鋼2的相應(yīng)性能，以供對比。該表中耐腐蝕指數(shù)I計算公式為美國材料與試驗協(xié)會標準ASTMG101-01中修正的Legault-Leckie公式，其值越高，表示其耐腐蝕能力越強；計算公式為1=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+l.20(%Cr)+l.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)-9.畫Ni)(%P)-33.39(°/。Cu)2此外，焊接冷裂紋敏感性系數(shù)的計算公式為Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B表3本發(fā)明具體實施方式實驗鋼種與比較鋼化學成分、機械性能、焊接性能和耐腐蝕能力對比<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>C0.0440.030.020.02Si0.380.210.250.25Mn1.461.341.491.85P0.0170.0080.0450.012S0.0020.0060.0080.004Cu0.360.290.400.36組Cr0.500.380.250.55分Ni0.330.240.190.30及Mo0.150.250.15—重Nb0.0560.0350.0550.050量Ti0.021殘余0.0170.025百B殘余殘余殘余0.0030分Zr殘余殘余0.008_比含里N《0,006殘余殘余0.008Als0.0230.0200.0350.025RE(力口入量)殘余0.15kg/t鋼00Ca0.003殘余0.003_屈服強度，MPa600-680495-540490-540>455抗拉強度，MPa760-800590-620600-650-屈強比0.78-0.850.83-0.890.82-0.84一延伸率，％19.5-22(A80)18.5-23,520-23.5一夏比V-20oC186-274———型沖-34。C———>41擊功，了-40oC141-268214-298210-298—焊接冷裂玟敏感性指數(shù)Pcm0.190.160.160.19耐腐蝕指數(shù)I6.866.06.16.612由表3可見，(1)本發(fā)明鋼種的強度級別明顯高于比較鋼1和比較鋼2,而延伸率與比較鋼相當；(2)本發(fā)明鋼種的屈強比要明顯低于比較鋼1的，表明用本發(fā)明鋼結(jié)構(gòu)件安全性更好；(3)本發(fā)明鋼種的耐腐蝕性能指數(shù)明顯優(yōu)于比較鋼1-1和比較鋼1-2的，與比較鋼2的相當，表明其耐候性明顯優(yōu)于比較鋼1,而與比較鋼2相當；(4)本發(fā)明鋼種焊接冷裂紋低于0.2,表明本發(fā)明鋼具有優(yōu)異的焊接性能。本發(fā)明的技術(shù)內(nèi)容及技術(shù)特征已揭示如上，然而熟悉本領(lǐng)域的技術(shù)人員仍可能基于本發(fā)明的教示及揭示而作種種不背離本發(fā)明精神的替換及修飾，因此，本發(fā)明保護范圍應(yīng)不限于實施例所揭示的內(nèi)容，而應(yīng)包括各種不背離本發(fā)明的替換及修飾，并為本專利申請權(quán)利要求所涵蓋。權(quán)利要求1.一種非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼，其特征在于，該鋼種包含的成分及其重量百分比為基本成分C0.03～0.08％、Si0.30～0.60％、Mn1.30～1.80％、P≤0.015％、S≤0.010％、Cu0.30～0.60％、Ni0.20～0.50％、Cr0.40～0.80％、Mo0.10～0.40％、Nb0.030～0.080％及Ti≤0.04％；可選成分AlS≤0.04％及RE≤0.40kg/t鋼或Ca≤0.005％中的兩種或兩種以上；以及余量的Fe和雜質(zhì)。2.根據(jù)權(quán)利要求l所述的非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼，其特征在于，該鋼種的焊接冷裂紋敏感性系數(shù)Pcm《0.20,ASTMG101-01耐腐蝕指數(shù)〉6.0。3.根據(jù)權(quán)利要求l所述的非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼，其特征在于，該鋼種是采用如下工藝制備的對鐵水進行冶煉和澆鑄處理，形成鋼坯，而后在125(TC將鋼坯奧氏體化，再進行兩階段軋制，其粗軋開軋溫度》115(TC，累計下壓量>60%，精軋開軋溫度《950。C,精軋結(jié)束溫度《850。C，精軋累計下壓量>70%，軋后鋼板弛豫時間20-100s,而后以5~15。C/s的冷卻速率使鋼板冷卻到55(TC以下，再將其空冷至室溫，制成目標產(chǎn)品。4.一種非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的制備方法，其特征在于，該方法為對鐵水進行冶煉和澆鑄處理，形成鋼坯，該鋼坯所含成分及其重量百分比為基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1,80%、P《0.015%、S《0.010%、Cu0.30-0.60%、Ni0.20~0.50%、Cr0.40-0.80%、Mo0.10~0.40%、Nb0.030~0.0Wo及Ti《0.04%;可選成分A1S《0.04%及RE《0.40kg/t鋼或Ca<0.005%中的兩種或兩種以上；以及余量的Fe和雜質(zhì)；而后將鋼坯進行奧氏體化處理，再進行兩階段軋制，其粗軋開軋溫度>1150°C，累計下壓量>60%,精軋開軋溫度《950。C，精軋結(jié)束溫度《850。C,精軋累計下壓量>70%，軋后鋼^反弛f象時間20100s，而后4吏鋼^反快速冷卻至室溫，制成目標產(chǎn)品。5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的制備方法，其特征在于，對鐵水進行冶煉和澆鑄處理的過程為依次采用鐵水預脫硫工藝，轉(zhuǎn)爐頂?shù)讖秃洗禑捁に噷﹁F水進行處理，其后采用RH真空循環(huán)脫氣工藝對鐵水進行處理，同時進行稀土或Ca處理，而后進行全流程保護澆注，至形成鋼坯。6.根據(jù)權(quán)利要求4所述的非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的制備方法，其特征在于，對鋼坯進行奧氏體化處理的過程是在溫度為1250。C的條件下進行的。7.根據(jù)權(quán)利要求4所述的非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的制備方法，其特征在于，對鋼板進行快速冷卻處理的工藝為首先以515。C/s的冷卻速率使鋼板冷卻到550。C以下，再將其空冷至室溫，制成目標產(chǎn)品。全文摘要本發(fā)明涉及一種非調(diào)質(zhì)針狀組織高強度低屈強比耐候鋼及其制備方法，該鋼種包含的成分及其重量百分比為基本成分C0.03～0.08％、Si0.30～0.60％、Mn1.30～1.80％、P≤0.015％、S≤0.010％、Cu0.30～0.60％、Ni0.20～0.50％、Cr0.40～0.80％、Mo0.10～0.40％、Nb0.030～0.080％及Ti≤0.04％；可選成分AlS≤0.04％及RE≤0.40kg/t鋼或Ca≤0.005％中的兩種或兩種以上；以及余量的Fe和雜質(zhì)，其焊接冷裂紋敏感性系數(shù)低，耐腐蝕指數(shù)高。本發(fā)明鋼種成分簡單，具有優(yōu)異的成型性、耐候性、焊接性和低溫韌性，同時其制備工藝簡單，無需熱處理，生產(chǎn)周期短，生產(chǎn)成本低。文檔編號C22C38/58GK101660108SQ200910180490公開日2010年3月3日申請日期2009年10月16日優(yōu)先權(quán)日2009年10月16日發(fā)明者李化龍,勇王,許振剛,陳愛華申請人:江蘇省沙鋼鋼鐵研究院有限公司